JP2784661B2 - 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP2784661B2 JP2784661B2 JP10216689A JP10216689A JP2784661B2 JP 2784661 B2 JP2784661 B2 JP 2784661B2 JP 10216689 A JP10216689 A JP 10216689A JP 10216689 A JP10216689 A JP 10216689A JP 2784661 B2 JP2784661 B2 JP 2784661B2
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- sheet
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋼板の圧延方向に磁化容易軸＜100＞をも
っている。所謂、磁気性のすぐれた高磁束密度手一方向
性電磁鋼板の製造法に関するものである。
っている。所謂、磁気性のすぐれた高磁束密度手一方向
性電磁鋼板の製造法に関するものである。
（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、主としてトランス、その他、電
気機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性とし
て、励磁特性と鉄損特性が良好でなければならない。
気機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性とし
て、励磁特性と鉄損特性が良好でなければならない。
この励磁特性を表わす数値として例えば磁場の強さ10
00A/mにおける磁束密度B10を用い、鉄損特性は50ヘルツ
（Hz）の交流電束密度1.7テスラー（Ｔ）における鉄損
Ｗ17/50が用いられる。
00A/mにおける磁束密度B10を用い、鉄損特性は50ヘルツ
（Hz）の交流電束密度1.7テスラー（Ｔ）における鉄損
Ｗ17/50が用いられる。
ところで最近においては、省エネルギーが緊急の課題
とされる現況から鉄損がより低いことが強く要望されて
いる。一方向性電磁鋼盤は、その製造における仕上焼純
で｛110｝＜001＞方位をもった所謂ゴス組織を２次再結
晶現象を利用して成長させることによって製造される。
磁気特性を高めるには、＜001＞軸が圧延方向に高度に
揃い、｛110｝面が鋼板表面に平行な２次再結晶粒を安
定して発現させることが重要である。又、鉄損を大幅に
低減する方法として、磁区細分化技術があるが、この鉄
損改善効果を最も発揮させるために、２次再結晶後の結
晶粒径を大きくすることが重要である。
とされる現況から鉄損がより低いことが強く要望されて
いる。一方向性電磁鋼盤は、その製造における仕上焼純
で｛110｝＜001＞方位をもった所謂ゴス組織を２次再結
晶現象を利用して成長させることによって製造される。
磁気特性を高めるには、＜001＞軸が圧延方向に高度に
揃い、｛110｝面が鋼板表面に平行な２次再結晶粒を安
定して発現させることが重要である。又、鉄損を大幅に
低減する方法として、磁区細分化技術があるが、この鉄
損改善効果を最も発揮させるために、２次再結晶後の結
晶粒径を大きくすることが重要である。
このためには、最終強圧下冷延時に、冷延圧下率を適
性化し、温間圧延ばを行なうことが必要であると言われ
ている。
性化し、温間圧延ばを行なうことが必要であると言われ
ている。
この強圧下冷延の方法については、種々検討されてい
る。例えば、特公昭50−26493号公報記載の方法では、
小量のC,Alを含んだ電磁鋼板の冷間圧延方法が提案され
ている。これは、最終強冷延時の圧下率が、81〜95％に
おいて、材料温度が50〜350℃の範囲にて行ない、その
材料温度に応じて、熱効果継続時間が変化することで、
冷間圧延時のスベリ機構（Slip System）の僅かな変化
が、１次再結晶粒の結晶方法に変化を与え、これがAl N
による特定方位結晶粒の選択的な成長、具体的には、
｛110｝＜001＞方位の結晶粒の成長を助長するとしてい
る。この結果、高磁束密度、低鉄損化が得られる。
る。例えば、特公昭50−26493号公報記載の方法では、
小量のC,Alを含んだ電磁鋼板の冷間圧延方法が提案され
ている。これは、最終強冷延時の圧下率が、81〜95％に
おいて、材料温度が50〜350℃の範囲にて行ない、その
材料温度に応じて、熱効果継続時間が変化することで、
冷間圧延時のスベリ機構（Slip System）の僅かな変化
が、１次再結晶粒の結晶方法に変化を与え、これがAl N
による特定方位結晶粒の選択的な成長、具体的には、
｛110｝＜001＞方位の結晶粒の成長を助長するとしてい
る。この結果、高磁束密度、低鉄損化が得られる。
ところで、鉄損を低減せしめるには、Si含有量の増加
や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加する方法
や、外的に歪を付与することで磁区細分化を行なう方法
等がある。しかし、Si含有量を高めると、鋼は脆化し、
冷延性が著しく劣化するための実際の製造では問題をき
たす。一方、鋼板板厚を薄手化、例えば、0.18mm厚にす
ると、仕上焼鈍での２次再結晶の発現が不安定となり、
磁気特性が劣化することがある。又、張力付加は、コー
ティングされた絶縁被膜による張力作用に限界があるの
で鉄損を大幅に低減することは期待出来ない。更に、磁
区細分化は、素材の２次再結晶粒径の大きさに大きく影
響されるので素材の２次再結晶粒径を大きくする技術が
必要である。
や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加する方法
や、外的に歪を付与することで磁区細分化を行なう方法
等がある。しかし、Si含有量を高めると、鋼は脆化し、
冷延性が著しく劣化するための実際の製造では問題をき
たす。一方、鋼板板厚を薄手化、例えば、0.18mm厚にす
ると、仕上焼鈍での２次再結晶の発現が不安定となり、
磁気特性が劣化することがある。又、張力付加は、コー
ティングされた絶縁被膜による張力作用に限界があるの
で鉄損を大幅に低減することは期待出来ない。更に、磁
区細分化は、素材の２次再結晶粒径の大きさに大きく影
響されるので素材の２次再結晶粒径を大きくする技術が
必要である。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、高磁束密度でかつ鉄損が著しく低減され、
さらに磁区細分化効果に優れた薄手一方向性電磁鋼板の
製造方法を提供することを目的とする。
さらに磁区細分化効果に優れた薄手一方向性電磁鋼板の
製造方法を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段） 本発明者達は、最近の低鉄損材に対する強い要望に応
えるべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化について種々の
実験と検討を行なった。その結果、Al Nをインヒビター
として、高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造するにあ
たって、酸可溶性Alを含有する電磁鋼素材を熱延し、最
終強冷延前に950〜1200℃の範囲で高温連続焼鈍後、急
冷し、Al Nを析出させ、81〜95％の圧下率範囲で行なう
最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷延により0.
15〜0.23mmの最終板厚とし、脱炭し、仕上焼鈍する薄手
一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記強圧下率で
行う冷延を30〜100mm径の小径ロールにて、単位面積当
りの圧延張力が10〜35kg/mm2の高張力下で、前段パスを
30％以上の高圧下率で行ない、途中板厚が0.40mm以下の
後段パスの平均板温を150〜230℃とすることにより、高
磁束密度で、鉄損が大幅に低減され更に、磁区細分化効
果の優れた薄手一方向性電磁鋼板が製造されることを確
かめた。
えるべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化について種々の
実験と検討を行なった。その結果、Al Nをインヒビター
として、高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造するにあ
たって、酸可溶性Alを含有する電磁鋼素材を熱延し、最
終強冷延前に950〜1200℃の範囲で高温連続焼鈍後、急
冷し、Al Nを析出させ、81〜95％の圧下率範囲で行なう
最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷延により0.
15〜0.23mmの最終板厚とし、脱炭し、仕上焼鈍する薄手
一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記強圧下率で
行う冷延を30〜100mm径の小径ロールにて、単位面積当
りの圧延張力が10〜35kg/mm2の高張力下で、前段パスを
30％以上の高圧下率で行ない、途中板厚が0.40mm以下の
後段パスの平均板温を150〜230℃とすることにより、高
磁束密度で、鉄損が大幅に低減され更に、磁区細分化効
果の優れた薄手一方向性電磁鋼板が製造されることを確
かめた。
この電磁鋼素材にはC:0.025〜0.085％,Si:2.5〜4.5
％，酸可溶性Al（以下sol.Alと言う）:0.010〜0.065％,
Mn:0.03〜0.15％,S:0.010〜0.050％,N:0.0030〜0.0120
％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなるものが
適用される。これらの成分の他にCu,Sn,Cr,Moの１種或
は、２種以上を合計で1.5％以下含み得る。
％，酸可溶性Al（以下sol.Alと言う）:0.010〜0.065％,
Mn:0.03〜0.15％,S:0.010〜0.050％,N:0.0030〜0.0120
％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなるものが
適用される。これらの成分の他にCu,Sn,Cr,Moの１種或
は、２種以上を合計で1.5％以下含み得る。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の電磁鋼素材の鋼成分について述べる。
Ｃは、電磁鋼素材を加熱した際、Si量に応じて、少な
くとも鋼の一部にｒ変態を生じさせる必要がある。この
ため、C0.025％以上の含有を要する。一方、その含有量
が過多になると高磁束密度の成品が得られないので0.08
5％以下とする。Siは、鉄損を低減するためには、2.5％
以上必要であり、一方4.5％を超えると、冷延性が劣化
するので、4.5％以下とする。sol.Alは最終強冷延前の
焼鈍でAl Nを析出し、高磁束密度の成品を得るためには
0.010％以上の含有が必要である。一方、その含有量が
多くなると脆化し、又、コスト的にも不利となるので、
0.065％以下とする。
くとも鋼の一部にｒ変態を生じさせる必要がある。この
ため、C0.025％以上の含有を要する。一方、その含有量
が過多になると高磁束密度の成品が得られないので0.08
5％以下とする。Siは、鉄損を低減するためには、2.5％
以上必要であり、一方4.5％を超えると、冷延性が劣化
するので、4.5％以下とする。sol.Alは最終強冷延前の
焼鈍でAl Nを析出し、高磁束密度の成品を得るためには
0.010％以上の含有が必要である。一方、その含有量が
多くなると脆化し、又、コスト的にも不利となるので、
0.065％以下とする。
Ｎは、前記sol.Alと結合し、インヒビターとしてAl Nを
形成せしめるために0.0030〜0.0120％の含有が必要であ
る。
形成せしめるために0.0030〜0.0120％の含有が必要であ
る。
MnとＳは、MnSを形成するために必要な元素であり、
このためMnは、0.03％以上含有させる。一方その含有量
が多くなると仕上焼鈍における純化時間を長くするので
0.15％以下とする。Ｓは、前記Mnと同様の理由から0.01
0％以上必要であり、又、0.050％以下とする。
このためMnは、0.03％以上含有させる。一方その含有量
が多くなると仕上焼鈍における純化時間を長くするので
0.15％以下とする。Ｓは、前記Mnと同様の理由から0.01
0％以上必要であり、又、0.050％以下とする。
更に磁気特性を高めるためにCu,Sn,Cr,Moの１種或は
２種以上を含ませても差しつかえない。このとき合計の
含有量の上限は1.5％である。この上限を超えた場合は
冷延性が劣化し、又脱炭性が劣化する。
２種以上を含ませても差しつかえない。このとき合計の
含有量の上限は1.5％である。この上限を超えた場合は
冷延性が劣化し、又脱炭性が劣化する。
前記成分を含み、残部が鉄および不可避的不純物から
なる珪素鋼スラブは、所定成分に溶製された溶鋼から、
連続鋳造により、或は造塊と分塊圧延により製造され
る。この珪素鋼スラブは所定温度に加熱された後、或は
連続鋳造に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特
別な条件にする必要はない。得られた熱延板は熱延板焼
鈍が施された後、１回冷延されるか、あるいは必要に応
じて中間焼鈍をはさんで２回以上冷延されうる。最終冷
延前の焼鈍（１回冷延のときは熱延板焼鈍）で、インヒ
ビター作用の強いAl Nを析出されるために、950〜1200
℃の高温に加熱し、次いで急冷する連続焼鈍を行う。冷
延は81〜95％の圧下率で行う最終強圧下冷延を含む１回
または２回以上で行われるが、最終強圧下冷延を81〜95
％とするのは主たるインヒビターをAl Nとした板におい
て優れた磁気特性を得るためである。
なる珪素鋼スラブは、所定成分に溶製された溶鋼から、
連続鋳造により、或は造塊と分塊圧延により製造され
る。この珪素鋼スラブは所定温度に加熱された後、或は
連続鋳造に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特
別な条件にする必要はない。得られた熱延板は熱延板焼
鈍が施された後、１回冷延されるか、あるいは必要に応
じて中間焼鈍をはさんで２回以上冷延されうる。最終冷
延前の焼鈍（１回冷延のときは熱延板焼鈍）で、インヒ
ビター作用の強いAl Nを析出されるために、950〜1200
℃の高温に加熱し、次いで急冷する連続焼鈍を行う。冷
延は81〜95％の圧下率で行う最終強圧下冷延を含む１回
または２回以上で行われるが、最終強圧下冷延を81〜95
％とするのは主たるインヒビターをAl Nとした板におい
て優れた磁気特性を得るためである。
冷延については、実験データを参照して詳細に説明す
る。
る。
第１表に示す鋼成分からなる熱延板焼鈍されたサンプ
ルを次の条件にて冷延を行なった。
ルを次の条件にて冷延を行なった。
冷延条件 熱延板（原板）板厚 :2.3mm 仕上板厚 :0.20mm 総圧下率 :91.3％ 圧延機ワークロール径:70mmφ 圧延張力 :25kg/mm2 後段パス平均板温 :20〜350℃ 熱延板焼鈍を施した熱延板を、途中板厚が0.40mm以下
の後段パスの平均板温を20〜350℃の範囲内で変更して
冷延し、次いで850℃×150秒にて脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布乾燥した後、1200℃で仕上焼鈍を行なった。
の後段パスの平均板温を20〜350℃の範囲内で変更して
冷延し、次いで850℃×150秒にて脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布乾燥した後、1200℃で仕上焼鈍を行なった。
かくして得られた一方向性電磁鋼板サンプル1,2,3に
つき、鉄損Ｗ17/50，磁束密度B10,結晶粒径，レーザー
処理鉄損向上率を測定し、その結果を第１図〜第４図に
示す。
つき、鉄損Ｗ17/50，磁束密度B10,結晶粒径，レーザー
処理鉄損向上率を測定し、その結果を第１図〜第４図に
示す。
これらの図からも明らかな様に、最終冷延時に0.40mm
以下の後段パスの平均板温を150〜230℃で温間圧延した
ものは、鉄損Ｗ17/50，磁束密度B10が、大幅に向上し、
結晶粒径が大きくなり、レーザー処理による鉄損向上率
も優れている。
以下の後段パスの平均板温を150〜230℃で温間圧延した
ものは、鉄損Ｗ17/50，磁束密度B10が、大幅に向上し、
結晶粒径が大きくなり、レーザー処理による鉄損向上率
も優れている。
この様に、最終冷延時に、特に薄手時に温間圧延を行
なうと、磁気特性が向上し、結晶粒径が大きくなる理由
は次の様に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密
度を得るには、特に板厚0.23のmm以下の薄手材では、最
終冷延率が90％を超える。一方、最終製品の磁性を向上
させるには、１次再結晶後のマトリックスに（110）粒
が多数存在していることが望ましい。しかし、（110）
粒の存在量は、冷延率80％以上で急減してしまうため、
高磁束密度と、（110）の粒を存在させること、とは一
般に両立し難い。特にワークロール径が100mmΦより小
さい冷延機で、圧延張力10〜35kg/mm2の高張力で冷延す
る場合、大径ワークロール、低張力圧延に比べ変形形態
が引抜傾向になり、相対的に（110）粒が更に減少す
る。しかし、残った（110）粒は、非常にシャープであ
り、２次再結晶をしたものは、高磁束密度、低損失，結
晶粒径第傾向を示す。
なうと、磁気特性が向上し、結晶粒径が大きくなる理由
は次の様に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密
度を得るには、特に板厚0.23のmm以下の薄手材では、最
終冷延率が90％を超える。一方、最終製品の磁性を向上
させるには、１次再結晶後のマトリックスに（110）粒
が多数存在していることが望ましい。しかし、（110）
粒の存在量は、冷延率80％以上で急減してしまうため、
高磁束密度と、（110）の粒を存在させること、とは一
般に両立し難い。特にワークロール径が100mmΦより小
さい冷延機で、圧延張力10〜35kg/mm2の高張力で冷延す
る場合、大径ワークロール、低張力圧延に比べ変形形態
が引抜傾向になり、相対的に（110）粒が更に減少す
る。しかし、残った（110）粒は、非常にシャープであ
り、２次再結晶をしたものは、高磁束密度、低損失，結
晶粒径第傾向を示す。
特に、薄手製品において、冷延途中の板圧が薄くなっ
た場合、冷延時の板温度を高めることにより、前述の様
な（110）粒の減少を防止するか或は富化することが出
来る。従って板厚0.23mm以下の製品を製造する場合、ワ
ークロール（WR）径100mmφ以下の冷延機を用い、10〜3
5kg/mm2の高張力を適用しないと、所定の板厚まで薄く
することが困難である、この場合、従来の圧延法に比べ
（110）粒が相対的に減少するのに対し、特に薄手での
冷延時の板温を150〜230℃と高めることで、減少する
（110）を粒を補うことができ、従って、シャープな（1
10）粒が存在しうるので、高磁束密度，低鉄損，結晶粒
径大なる製品が得られる。ワークロール径が30mmφ未満
と小さくなると鉄損の劣化が生じ、またロール寿命も短
かくなるので30mmφ以上とする。また途中板厚0.40mm以
下の後段パスでの平均板温が150℃未満では前記のよう
な作用効果は得られず、また、230℃を超えると、組織
の回復が起こり、逆に（100）粒が減少し、特性向上効
果が消失する。
た場合、冷延時の板温度を高めることにより、前述の様
な（110）粒の減少を防止するか或は富化することが出
来る。従って板厚0.23mm以下の製品を製造する場合、ワ
ークロール（WR）径100mmφ以下の冷延機を用い、10〜3
5kg/mm2の高張力を適用しないと、所定の板厚まで薄く
することが困難である、この場合、従来の圧延法に比べ
（110）粒が相対的に減少するのに対し、特に薄手での
冷延時の板温を150〜230℃と高めることで、減少する
（110）を粒を補うことができ、従って、シャープな（1
10）粒が存在しうるので、高磁束密度，低鉄損，結晶粒
径大なる製品が得られる。ワークロール径が30mmφ未満
と小さくなると鉄損の劣化が生じ、またロール寿命も短
かくなるので30mmφ以上とする。また途中板厚0.40mm以
下の後段パスでの平均板温が150℃未満では前記のよう
な作用効果は得られず、また、230℃を超えると、組織
の回復が起こり、逆に（100）粒が減少し、特性向上効
果が消失する。
（実施例） 実施例１ 第２表に示す珪素鋼スラブを熱延し、得られた板厚2.
3mmの熱延板を板厚1.5mmへ冷延し、これにAl Nの析出焼
鈍を施し、第３図に示す条件で最終冷間圧延した。その
後、850℃×120秒にて、脱炭焼鈍し、MgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布、乾燥後、1200℃×20時間の仕上焼
鈍を行った。
3mmの熱延板を板厚1.5mmへ冷延し、これにAl Nの析出焼
鈍を施し、第３図に示す条件で最終冷間圧延した。その
後、850℃×120秒にて、脱炭焼鈍し、MgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布、乾燥後、1200℃×20時間の仕上焼
鈍を行った。
この様にして製造された一方向性電磁鋼板の各サンプ
ルについて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を測定した。その
結果を仕上冷延における板温度と共に第４図に示す。
ルについて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を測定した。その
結果を仕上冷延における板温度と共に第４図に示す。
実施例２ 第５表に示す鋼成分からなる珪素鋼スラブを熱延し板
厚2.4mmの熱延板とした。次いで、熱延板焼鈍を行な
い、第６表に示す条件で仕上冷延を行い、850℃×120秒
で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布，
乾燥後1200℃×20時間の仕上焼鈍を行なった。
厚2.4mmの熱延板とした。次いで、熱延板焼鈍を行な
い、第６表に示す条件で仕上冷延を行い、850℃×120秒
で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布，
乾燥後1200℃×20時間の仕上焼鈍を行なった。
製造された一方向性電磁鋼板の各サンプルについて鉄
損Ｗ17/50，と磁束密度B10,結晶粒径，レーザー処理時
の鉄損向上率を測定した。この結果を第７表に示す。
損Ｗ17/50，と磁束密度B10,結晶粒径，レーザー処理時
の鉄損向上率を測定した。この結果を第７表に示す。
（発明の効果） 以上の実施例の結果から明らかなように、本発明によ
ると、鉄損が著しく低減され、かつ、レーザー処理効果
に優れた一方向性電磁鋼板が製造され得るので、産業上
寄与するところが極めて大である。
ると、鉄損が著しく低減され、かつ、レーザー処理効果
に優れた一方向性電磁鋼板が製造され得るので、産業上
寄与するところが極めて大である。
第１図は、仕上冷延時の途中板厚0.40mm以下の平均板温
と鉄損の関係、第２図は、仕入冷延時の途中板厚0.40mm
以下の平均板温と磁束密度の関係、第３図は、仕上冷延
時の途中板厚0.40mm以下の平均板温と結晶粒径の関係、
第４図は、仕上冷延時の途中板厚0.40mm以下の平均板温
とレーザー処理による鉄損向上率の関係を示す図であ
る。
と鉄損の関係、第２図は、仕入冷延時の途中板厚0.40mm
以下の平均板温と磁束密度の関係、第３図は、仕上冷延
時の途中板厚0.40mm以下の平均板温と結晶粒径の関係、
第４図は、仕上冷延時の途中板厚0.40mm以下の平均板温
とレーザー処理による鉄損向上率の関係を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/12
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、C:0.025〜0.085％,Si:2.5〜4.5
％，酸可溶性Al:0.010〜0.065％,Mn:0.03〜0.15％,S:0.
010〜0.050％,N:0.0030〜0.0120％を含み、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを熱延し、最
終強冷延の前に950〜1200℃の範囲で連続焼鈍後急冷
し、Al Nを析出させ、81〜95％の圧下率範囲で行う最終
強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷延により0.15〜
0.23mmの最終板厚とし、脱炭し、仕上焼鈍する薄手一方
向性電磁鋼板の製造方法において、前記強圧下率で行う
冷延を30〜100mm径の小径ロールにて、単位面積当りの
圧延張力が10〜35kg/mm2の高張力下で、前段パスを30％
以上の高圧下率で行い、途中板厚が0.40mm以下の後段パ
スの平均板温を150〜230℃とすることを特徴とする高磁
束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、C:0.025〜0.085％,Si:2.5〜4.5
％，酸可溶性Al:0.010〜0.065％,Mn:0.03〜0.15％,S:0.
010〜0.050％,N:0.0030〜0.0120％を含み、さらにCu,S
n,Cr,Moの１種または２種以上を合計で1.5％以下含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブを熱延し、最終強冷延の前に950〜1200℃の範囲で連
続焼鈍後急冷し、Al Nを析出させ、81〜95％の圧下率範
囲で行う最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷延
により0.15〜0.23mmの最終板厚とし、脱炭し、仕上焼鈍
する薄手一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記強
圧下率で行う冷延を30〜100mm径の小径ロールにて、単
位面積当りの圧延張力が10〜35kg/mm2の高張力下で、前
段パスを30％以上の高圧下率で行い、途中板厚が0.40mm
以下の後段パスの平均板温を150〜230℃とすることを特
徴とする高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10216689A JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10216689A JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02282422A JPH02282422A (ja) | 1990-11-20 |
| JP2784661B2 true JP2784661B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=14320125
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10216689A Expired - Lifetime JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2784661B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470652B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| RU2411092C1 (ru) | 2007-04-24 | 2011-02-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ производства электротехнической листовой стали с ориентированной структурой |
-
1989
- 1989-04-21 JP JP10216689A patent/JP2784661B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02282422A (ja) | 1990-11-20 |
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